Содержание к диссертации
Введение
1. Литературный обзор, постановка цели и задач исследования 8
1.1. Спеченные легированные конструкционные стали 8
1.1.1. Легирующие элементы спеченных легированных сталей 8
1.1.2. Способы легирования спеченных сталей 9
1.2. Особенности фазовых превращений в порошковых спеченных сталях 15
1.3. Термическая обработка горячедеформированных порошковых сталей 30
1.4. Термическая обработка легированных сталей 33
1.5. Выводы, цель и задачи исследований 39
2. Материалы, оборудование и методики, использованные при проведении исследований 42
2.1. Характеристика исследуемых материалов 42
2.2. Технология получения образцов 43
2.3. Методика исследования структуры и физико-механических свойств 45
2.4. Оценка точности результатов экспериментов 47
2.5. Рентгенофазовый и рентгеноструктурный анализ 49
2.6. Методы электроннозондовой микроскопии и рентгеноспектрального анализа 50
2.7. Методика исследования превращения переохлажденного аустенита 53
3. Исследование особенностей распада переохлажденного аустенита в горячедеформированных порошковых сталях и формирования структуры при их термической обработке 55
3.1. Изотермическое превращение аустенита при охлаждении высокоплотных порошковых сталей 55
3.2. Исследование характеристик структуры и субструктуры ГДПС 60
3.3. Механические свойства и особенности разрушения ГДПС 68
3.4. Влияние термической обработки на структуру ГДПС 74
3.5 Выводы 80
4. Исследование прокаливаемости и свойств горячеде формированных порошковых сталей 83
4.1. Прокаливаемость ГДПС 84
4.2. Влияние термической обработки на свойства ГДПС 91
4.3. ВТМО горячедеформированных порошковых сталей 98
4 4 Контактная выносливость ГДПС 103
4.5. Выводы 106
5. Промышленная реализация результатов исследований 110
5.1 .Технология изготовления детали "Шестерня" ДТЖИ.721.383.001 (8ТС.240.020) 112
5.2.Технология изготовления детали "Шестерня" ДТЖИ.721.332.004 (8ТС.240.073) 116
Общие выводы 119
Литература 122
Приложения 138
- Особенности фазовых превращений в порошковых спеченных сталях
- Методика исследования структуры и физико-механических свойств
- Исследование характеристик структуры и субструктуры ГДПС
- ВТМО горячедеформированных порошковых сталей
Введение к работе
В последние годы методы порошковой металлургии (ПМ) широко внедряются в практику изготовления изделий самого различного назначения и охватывают многие отрасли науки. Это объясняется тем, что изделия из порошка по качеству и свойствам практически не уступают изделиям из компактного материала, затраты на их изготовление оказываются более низкими.
Конструкционные материалы на железной основе и детали из них являются одним из основных видов продукции порошковой металлургии. Пористые железоуглеродистые материалы имеют относительно низкие механические свойства, что не позволяет изготавливать из них высоконагруженные детали. Для повышения несущей способности порошковых сталей- в технологии их изготовления предусматривают повышение плотности и легирование. Эти мероприятия, а также применение новых методов формования позволяют получать материалы, практически не уступающие по свойствам компактным. Порошковые материалы на железной основе, легированные такими элементами, как молибден, никель, медь, хром и др., широко применяются при производстве деталей автомобилей, приборов, спортивно-охотничьего оружия и других изделий.
В последние годы были разработаны новые технологии получения высокоплотных порошковых изделий: теплое прессование [1-3], высокоплотное спекание [4], избирательное уплотнение наиболее ответственных частей деталей [4] и др. [5]. Несмотря на это горячая штамповка (ГШ) пористых заготовок продолжает и на сегодняшний день оставаться наиболее надежным способом получения высокоплотных средне -и тяжелонагруженных конструкционных порошковых изделий ответственного назначения.
Объем выпуска горячедеформированных порошковых деталей в развитых странах находится примерно на одном уровне и составляет—10% от общего объема производства порошковых изделий на основе железа. В частности, в Северной Америке в 1998 г. этим методом произведено -45 тыс. т деталей [6]. Общий объем выпускаемых порошков на основе железа вырос в 2003 г. на -2% и составил 401700 т, из которых произведено 372900 т порошковых изделий. По итогам 1-го квартала 2004 г. производство порошка увеличилось еще на 9%, хотя общий годовой рост прогнозируется на уровне 3^% [7].
Объем потребления железных порошков в России, как сообщил в своем докладе на Всемирном конгрессе по ПМ в Вене в октябре 2004г. президент Европейской ассоциации ПМ д-р Ц. Молинс, составляет ~ 10 тыс. т, из которых — 8 тыс. т приходится на собственное производство, а — 2 тыс. т - на закупки по импорту, в основном, в Швеции. Причем распыленные порошки низколегированных сталей отечественная промышленность в настоящее время не производит. Как отмечается в [7], в связи с происходящими геополитическими событиями и ростом цен на сырьевые материалы и энергоносители привлекательность ПМ для потенциальных потребителей будет расти.
Несмотря на то, что общий объем выпуска автомобилей в Северной Америке в 2004 г. ожидается на уровне прошлого года, тем не менее, доля порошковых деталей, приходящаяся на средний автомобиль, возрастет до 19,5 кг. На заводах фирмы Ford она уже составляет 22 кг, причем 95% всех двигателей этой фирмы оснащаются* горячештампованными порошковыми шатунами. По оценкам [7] с момента внедрения этой технологии в 1986 г. уже произведено 500 млн. шатунов. Здесь хотелось бы подчеркнуть, что возникающий периодически критицизм относительно целесообразности дальнейшего применения ГШ иногда носит конъюнктурный характер. Например, в [8] сообщается, что промышленность ПМ в США отрицательно прореагировала на критику горячещтампованных порошковых шатунов со стороны Американского института железа и стали (AISI), представляющего интересы сталелитейной и металлообрабатывающей промышленности, которая в последние годы серьезно пострадала в связи с внедрением ГШ порошковых изделий. В исследовании, проведенном AISI, утверждается, что порошковые горячештампованные шатуны уступают штампованным из монолита, как по свойствам, так и по себестоимости. Однако, по мнению ведущего эксперта в области ГШ порошковых изделий Э. Айлиа это исследование содержит ошибочные заключения, так как они основаны на некорректном сравнении: анализировались порошковые и компактные шатуны разного веса и используемые в разных двигателях; не рассматривалась геометрия порошковых шатунов в связи с прочностью; ничего не было сказано о трудности механической обработки компактных шатунов, равно как и о почти 20 - тилетнем успешном опыте производства порошковых шатунов. Приведенный пример свидетельствует о том, что конкуренция порошковой технологии со стороны традиционных способов производства остается острой. Именно поэтому на международной конференции по порошковой металлургии в Лас-Вегасе в 2003 г. президент федерации порошковой металлургии США Д. Шафер подчеркнул, что первостепенной задачей сегодняшнего дня является повышение качества и надежности порошковых изделий. Порошковые детали должны служить, как минимум, 10 лет или 150000 миль [9].
Одним из наиболее распространенных и эффективных способов повышения комплекса механических свойств порошковых сталей является проведение термической обработки (ТО). ТО выгодна и с экономической точки зрения, так как позволяет повысить физико-механические характеристики порошковых сталей без увеличения использования дорогостоящих и дефицитных легирующих элементов [10]. Несмотря на очевидность этого положения, назначение режимов ТО порошковых сталей -вообще, и горячештампованных - в частности, в настоящее время носит полуэмпирический характер. Применительно к спеченным порошковым сталям ранее были проведены довольно подробные исследования по изучению особенностей распада переохлажденного аустенита. Сюда можно отнести, прежде всего, работы пермской школы порошкового материаловедения под руководством академика В.Н.Анциферова, а также работы Ю.Г.Гуревича [11], С.С.Ермакова [12], В.Я.Буланова [13], В.Н.Пустовойта [14], В.А.Блиновского [15] и др. Значительным событием в этой области явился выход в свет справочника [10], в котором обобщаются данные многолетних исследований авторов по построению термокинетических и изотермических диаграмм порошковых сталей.
Констатируя определенный прогресс в изучении особенностей распада переохлажденного аустенита спеченных порошковых сталей, необходимо отметить, что применительно к высокоплотным горячедеформированным порошковым сталям (ГДПС) аналогичные исследования до настоящего времени практически не проводились. Режимы ТО назначались по аналогии с компактными, хотя в ряде работ, выполненных в этом направлении, отмечалось, что ГДПС, как и спеченные, обладают худшей закаливаемостью и прокаливаемостью [16].
Таким образом, актуальным является проведение исследований по изучению особенностей ТО, формирования структуры и свойств, прокаливаем ости и распада переохлажденного аустенита ГДПС. В качестве объекта исследований выбраны стали, легированные никелем и молибденом. Этот выбор обоснован тем, что первые нашли широкое применение при изготовлении деталей, работающих при пониженных температурах, а одновременное легирование никелем и молибденом позволяет повысить весь комплекс физико-механических свойств.
Работа выполнена на кафедре "Материаловедение и технология материалов" Южно-Российского государственного технического университета (Новочеркасского политехнического института) в соответствии с единым заказ-нарядом по заданию Министерства образования на 2001-2003г.г. (1.00.Ф "Разработка теории и физических основ формирования перспективных функциональных материалов"),
8 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР, ПОСТАНОВКА ЦЕЛИ И ЗАДАЧ
ИССЛЕДОВАНИЯ
Особенности фазовых превращений в порошковых спеченных сталях
Отличительной чертой структуры порошковых спеченных сталей, обусловленной технологией их получения, является повышенная дефектность, понимаемая в широком смысле этого слова и выражающаяся в наличии пористости, межчастичных границ, структурной (анормальность, разнозерни-стость) и химической неоднородности, более высоких уровнях загрязненности (например, оксидами, неметаллическими включениями) и дефектности кристаллического строения. Особенности структуры порошковых спеченных сталей изменяют условия реализации фазовых превращений. Поэтому ТО порошковых спеченных сталей определяется не только общими закономерностями развития фазовых превращений, но и частными, присущими толь ко этим сталям. Влияние особенностей структуры спеченных сталей на развитие фазовых превращений - аустенитного, перлитного, бейнитного, мартене итного, превращений при отпуске рассматривается в разной степени в целом ряде работ. Изучение их развития при нагреве и охлаждении выполнялось как в изотермических условиях, так и при непрерывном изменении температуры.
Исследования развития аустенитного превращения в углеродистых спеченных сталях эвтектоидного состава выявили более раннее его начало и более позднее завершение по сравнению с компактными сталями традиционного металлургического производства [50-57]. Скорость образования зародышей аустенита в спеченных сталях, по данным работы [58] , на 2-3 порядка выше, чем в компактных. Наблюдаемое замедление развития аустенитного превращения как по времени в изотермических условиях, так и по температурному интервалу при непрерывном нагреве объясняется химической неоднородностью и анормальностью структуры исследованных эвтек-тоидных сталей, в связи с чем затрудняется диффузионное перераспределение углерода и задерживается исчезновение изолированных межчастичными границами включений избыточных ферритной и карбидной фаз [50-57].
Влияние степени химической неоднородности структуры высоколегированных спеченных сталей на положение температур критических точек Ас і и Асз рассмотрено в работе [59]. С уменьшением температуры и (или) времени спекания и, следовательно, с увеличением степени химической неоднородности структуры этих сталей критические точки Ac j и Ас з смещаются в область более низких температур.
В [60] авторы исследовали влияние пористости на положение критических точек Ac j и Асз некоторых "синтетических" порошковых сталей, легированных Ni, Си, Сг, до - и заэвтектоидного состава. Установлено, что увеличение относительной плотности с 75 до 80% вызывает снижение температур Асі и Асз и рост интервала между ними. К значительному, на 50— 100%, снижению этих точек привела пропитка исследованных сталей медью и ликвидация пористости в результате этого. Большое значение для ТО спеченных сталей имеет установленный факт уменьшения их склонности к росту зерна аустенита при нагреве [50,51,57,61]. Причем эта характеристика для спеченных сталей значительно ниже, чем для литых и кованых, и уменьшается по мере роста пористости. Наличие пор, а также особое строение меж частичных границ препятствуют росту зерна аустенита аналогично влиянию гетерогенных включений в компактных сталях. Наиболее сильное замедление роста зерна аустенита наблюдается около пор с неправильной разветвленной формой. При длительных выдержках и высоких температурах, способствующих процессу сфероидизации и обособления пор, их тормозящее действие снижается, и рост зерна аустенита ускоряется. Повышение содержания углерода также способствует росту зерна аустенита, но в значительно меньшей степени, чем в компактных сталях [11].
Пористость не является единственной особенностью структуры спеченных сталей, воздействующей на формирование зерна аустенита при нагреве. Большое влияние на его рост оказывают также технологические факторы, определяющие состояние межчастичных границ [57,62]. Тем не менее, независимо от технологических факторов пористость и ее увеличение уменьшают склонность спеченных сталей к росту зерна аустенита при нагреве. Влиянием легирующих элементов на состояние межчастичных границ объясняется некоторое повышение склонности легированных порошковых спеченных сталей к росту зерна аустенита при нагреве [11,50,57].
Следует отметить, что все технологические процессы, разрушающие межчастичные границы спеченных сталей, приводят к росту зерна аустенита [11].
Закономерности развития диффузионных превращений при охлаждении порошковых спеченных сталей, хорошо описываемые термокинетическими диаграммами и диаграммами изотермического превращения переохлажденного аустенита, изучали в работах [12,50-57]. Анализ полученных диаграмм свидетельствует, что их вид аналогичен диаграммам превращения аустенита компактных сталей традиционного металлургического производства. Как в изотермических условиях, так и при непрерывном охлаждении, влияние пористости проявляется в смещении кривых начала и конца превращения аустенита к началу координат по оси времени, свидетельствуя о понижении его устойчивости, уменьшении времени инкубационного периода и общего времени превращения. При этом область минимальной устойчивости аустенита смещается в сторону более высоких температур. Эти данные показывают, что степень переохлаждения уменьшается с увеличением пористости спеченных сталей. Установленные закономерности объясняются [50,51,57], с одной стороны, тем, что аустенит спеченных сталей, обладая большей поверхностной энергией, является термо динамически менее устойчивым по сравнению с переохлажденным аустенитом литых и кованых сталей. С другой стороны, наличие свободной поверхности пор, уменьшая работу образования зародышей, создает благоприятные условия для их быстрого появления при высоких температурах.
Методика исследования структуры и физико-механических свойств
Определение плотности порошковых образцов производили методом гидростатического взвешивания [115] с покрытием образцов парафином, обеспечивающим изоляцию пор от жидкости. Взвешивание осуществляли на аналитических весах типа WA - 35 с точностью до 0,0001 г. Погрешность определения плотности составляла 0,8%. Испытания на твердость производили на приборе-измерителе микротвердости фирмы REICHERT, Австрия, ГОСТ 2999 - 75. Для исследования влияния технологических параметров на микроструктуру легированных сталей было проведено микроструктурное исследование образцов, полученных при различных режимах спекания и ТО. Для этого изготавливались микрошлифы с исследуемой поверхностью 10 10мм. Режимы травления микрошлифов были подобраны экспериментально. Травление проводилось в 3%-ном растворе HNO3 в этиловом спирте, а также реактивом Марбле. Испытания порошковых материалов производят для определения прочностных свойств, твердости, ударной вязкости. Основным критерием оценки прочностных свойств порошковых материалов является прочность на растяжение. Для исследования механических свойств сталей были изготовлены заготовки при различных температурах спекания, из которых после их ГШ и ТО вытачивались гагаринские образцы для испытания на растяжение с диаметром рабочей части с1о=5мм и расчетной длиной 1о=25мм.
Предел прочности при растяжении (ав, МПа) определяли на универсальной испытательной машине У ММ - 5 согласно ГОСТ 1497-84. Испытания на ударную вязкость проводились по ГОСТ 26528-85 на маятниковом копре модели КМ-30А с максимальной энергией удара 294 Дж. Ударная вязкость образцов без надреза (КС) вычислялась по формуле где К— работа удара, Дж; й-ширина образца, м; h- высота образца, м. Работа удара, затраченная на разрушение образца, определялась по шкале маятникового копра. Схема испытаний приведена на рис. 2.1. Испытания на растяжение и ударную вязкость проводили при 20 и —196С для обеспечения возможности сравнения хладностойкости порошковых никелевых сталей с компактными аналогами. Испытание на прокаливаемость методом торцевой закалки проводили по методике, предложенной акад. Н. Т. Гудцовым. Образец квадратного сечения длиной 55 мм со шлифованной поверхностью плотно обматывали по всей длине асбестовым шнуром и обмазывали жаропрочной глиной; открытым оставляли только торец образца. Подготовленный таким образом образец нагревали под закалку и после непродолжительной выдержки закаливали от крытым торцем в воде. Затем образец освобождали от асбеста и замеряли твердость по его длине[116]. Согласно [117] для того, чтобы найти оценку погрешности результата всей серии из п измерений с заданЕіьім значением надежности а, необходимо исходить из установленного в теории вероятностей положения, в силу которого дисперсия распределений погрешностей результата серии из п измерений а\ и дисперсия а2 погрешностей отдельных измерений связываются то есть дисперсия в п раз меньше дисперсии аг
Исследование характеристик структуры и субструктуры ГДПС
Изучение параметров субструктуры проводили на сталях 50Н4п и 50Н9п с различным уровнем концентрационной неоднородности, что достигалось за счет варьирования температурой предварительного спекания образцов. В табл. 3.2 приведены результаты рентгенографического исследования характеристик тонкой структуры в зависимости от значений параметра вариации концентрации. Образцы изучались в состоянии после ГШ
На распределение структурных составляющих совместное влияние оказали концентрационная неоднородность и неравномерная скорость охлаждения в процессе выполнения горячей допрессовки. Последнее проявилось в том, что участки мелкоигольчатого мартенсита соответствующего баллу 3-5 по шкале №3 ГОСТ 8233-56 с микротвердостью 6390-6990 МПа, локализуются преимущественно в поверхностных зонах образца (рис. 3.5а). По мере приближения к сердцевине увеличивается количество бейнита с микротвердостью 3710-4370 МПа (рис. 3.56), а в самой сердцевине наблюдается феррито-перлит (рис. 3.5в) с микротвердостью 1970-2090. Распределение концентрационно-неоднородных участков хорошо просматривается при небольшом увеличении (рис. 3.5г). Центральная часть неполностью растворившейся частицы никеля содержит аустенит с микротвердостью 2940-3250 МПа и довольно крупным зерном (рис. 3.5д). Периферийная зона частицы представляет собой феррит, размер зерна которого значительно меньше. Наличие аустенита подтверждают результаты рентгенофазового анализа (рис. 3.6). Параметр кристаллической ячейки аустенита составляет 3,59А. Размер зерна определяли на безуглеродистых
Структура сталей на основе распыленного порошка носит значительно более однородный характер и представляет собой бейнито-мартенсит с остаточным аустенитом (рис. 3.7). Микротвердость бейнитных участков в стали 50М1,5п находится в пределах 5470 - 6030, мартенситных-6500 - 7000 МПа.
В стали 50Н2Мп эти значения составляют соответственно 3080 - 3430 и 6410 -7100МПа. Плотность дислокаций никелевых ГДПС находится в пределах (0,3+5)-1011 см"2 при соответствующем размере ОКР 1000+240А (табл.3.1). Большие значения рд относятся к сталям с меньшим содержанием Ni, что свидетельствует об улучшении деформируемости по мере увеличения степени легирования этим элементом и находится в соответствии с известными закономерностями для компактных и порошковых материалов. В связи с тем, что для сталей 50Н4п отношение Р220/Р110 близко к 2,92, то в этом случае физическое уширение линий вызвано, в основном, измельчением ОКР (см. раздел 2.5). У образцов сталей 50Н9п р22о/Рпо ближе к 5,84, поэтому главную роль в уширении линий играют микродеформации решетки.
В связи с обнаруженными в разделе 3.1 отличиями в устойчивости переохлажденного аустенита исследованных ГДПС от соответствующих характеристик для компактных и спеченных сталей представляется целесообразным провести сравнение параметров субструктуры. По данным [133] после 2-х часовой выдержки при 500С размер ОКР железографитовых прессовок составляет 7500А, что соответствует рд =5,3-108 см"2 . Величина микроискажений при этом Да/а=0. Естественно, эти значения являются во многом технологически обусловленными. Плотность дислокаций в спеченных сталях на основе механически легированных шихт может быть существенно выше и достигать 10 -10 см" [133,134]. Тем не менее, более корректным представляется проведение сравнения именно с первыми приведенными значениями, поскольку при обычно применяемых в промышленной практике температурах спекания (1100-1200С) величины рд должны быть либо этого порядка, либо даже меньше.
Значения рд ГДПС находятся на одном уровне с соответствующими характеристиками для компактных сталей после ВТМО. Например, по данным I 1 9 [129] для стали 40С2Х после ВТМО и низкого отпуска рд=4-10 см"". Повышенная дефектность субструктуры, как уже отмечалось, способствует замедлению промежуточного превращения в сталях на основе распыленных порошков по аналогии с компактными сталями, подвергнутыми ВТМО. В "синтетических" ГДПС в сравнении с соответствующими спеченными аналогами, у которых рд на 2-3 порядка меньше, наблюдается обратный эффект, превращение ускоряется. Это согласуется с результатами работ [106,134], в которых отмечалось ускорение превращения в спеченных "синтетических" сталях после механического легирования, обусловливавшего повышение ко личества дефектов субструктуры. Для выяснения степени влияния дефектности ГДПС на их поведение при термической обработке, восприимчивости к различным ее видам целесообразным представляется проведение варьирования характеристиками дефектности с определением возможных соответствующих изменений в величинах прокаливаемости, структуре и свойствах. Ввиду того, что значения рд. ГДПС приближаются к величинам для сильно деформированных материалов, наиболее реальным является варьирование рд в сторону ее уменьшения. Одним из возможных методов снижения дефектности субструктуры может быть проведение отжига. В табл. 3.3 представлены параметры субструктуры исследованных ГДПС, подвергнутых высокотемпературному отжигу при 1200С в течение 2-хч.
ВТМО горячедеформированных порошковых сталей
Изучение целесообразности применения ВТМО проводили на сталях хН4п, хН9п, хН2Мп и хМ1,5п (см. разд. 2.2). Содержание углерода варьировали в тех же пределах, что и при использовании других видов ТО. Зависимости механических свойств ГДПС от содержания углерода представлены на рис. 4.9а, б.
Анализ представленных зависимостей свидетельствует о том, что проведение ВТМО способствовало существенному росту показателей прочности в сравнении со сталями после других видов ТО. Особенно заметно увеличился ов сталей 50Н9п и 50Н2Мп, достигнув значений, соответственно, 2400 и 2200 МПа. Следует отметить, что с увеличением содержания углерода значения ов возрастают, а показатели пластичности б и у в "синтетических" сталях и в сталях из распыленных порошков при С 0,5 мас.% практически не изменяются.
Несколько необычным выглядит характер зависимостей КС (С). В "синтетических" сталях с увеличением С наблюдается рост значений КС (а не их уменьшение), а в сталях из распыленных порошков соответствующие кривые имеют экстремальный характер. Для сталей хН2Мп максимум наблюдается при 0,5 мас.% С, а для сталей хМ1,5п - при 0,2мас.% С. Если учесть, что существенного роста прочности при увеличении содержания углерода с 0,5 до 0,7 мас.% не происходит, а отмечается падение пластичности и ударной вязкости, то оптимальным следует считать, как и в случае применения других видов ТО (см. разд. 4.2), состав сталей 50Н2Мп и 50М1,5п, Меньший уровень свойств сталей хМ1,5п по сравнению со сталями хН2Мп объясняется, по всей вероятности, не столько различной комбинацией и количеством основных легирующих элементов (никеля и молибдена), сколько различием в содержании кислорода в исходных порошках: в порошке Atomet 4601 его - в 1,5 раза меньше, чем в порошке Atomet 4901 (см. разд. 2.1). Свойства образцов стали 50Н2Мп превышают соответствующие показатели компактного аналога -стали 40Н2М [33]: ав — на 20%, 5--в2 раза, у - на 17%. Применительно к ударной вязкости корректное сравнение провести не представляется возможным в связи с различием в методике определения этой характеристики по ГОСТ 26528-85, использовавшейся в настоящей работе, и ASTM, которая применялась в [33]. Тем не менее, по отношению к горячештампованной "синтетической" стали из смеси порошков 40Н2Мп [11] КС возросла более, чем в 10 раз.
Существенен также рост показателей свойств и "синтетических" никелевых ГДПС в сравнении со спеченными аналогами. Наиболее показательно сравнение характеристик сталей 50Н9п (см. табл. 3.3), так как использовавшиеся ранее виды ТО не позволили в полной мере выявить преимущества ГШ применительно к этой стали. Значения ов увеличились на 16%, б — в 3,6 раза, КС - на 22%. Следует при этом учесть, что свойства сравниваемого спеченного эталона были довольно высокими, и он характеризовался меньшей концентрационной неоднородностью. Следовательно, проведение ВТМО позволило нивелировать негативное воздействие этого фактора. Свойства стали 50Н4п также повысились: ав — на 70%, 5 - в 5 раз, КС - в 2,6 раза.
Представляется целесообразным рассмотреть причины существенного повышения показателей механических свойств в результате ВТМО. При этом следует выделить 2 группы факторов. Первая группа связана с упрочняющим действием повышенной плотности дефектов кристаллического строения (см. табл. 3.2), обусловленной пластической деформацией и ТО. Сгода же можно отнести более равномерный распад остаточного аустенита по телу зерен при отпуске, так как цементит выделяется по границам субзерен. Действие этой группы факторов не носит неожиданного характера и наблюдалось ранее при ВТМО как компактных [132], так и порошковых [16] сталей.
Дополнительное повышение механических свойств обусловлено действием второй группы факторов. В разделе 3.4 отмечалось, что структура ГДПС после ВТМО представляет собой скрытокристаллический мартенсит с высокой микротвердостью и остаточный аустенит. Изучение распределения значений микротвердости вблизи поверхности разрушения образца (рис. 4.10) свидетельствует о протекании деформационного мартенситного превращения в процессе испытаний. При измерении микротвердости стали 50Н9п участки концентрационной неоднородности со скрытокристалличе-ским мартенситом в расчет не принимались. Выявить металлографически строение мартенсита деформации не удалось в связи с его плохой трави мо-стью.
О протекании деформационного мартенситного превращения свидетельствуют также результаты рентгеновского анализа образцов до и после испытаний в зоне излома (табл. 4.2) Косвенно оценить вклад деформационного мартенситного превращения в изменение механических свойств ГДПС позволяет сравнительный анализ характеристик образцов после ВТМО и после обработки холодом в жидком азоте, которую проводили с целью достижения полного распада остаточного аустенита (табл. 4.3).
Очевидно, что проведение обработки холодом, вызвав распад остаточного аустенита, ликвидировало возможность его деформационного превра щения. Это привело к падению характеристик прочности и пластичности по сравнению с образцами после ВТМО, хотя по отношению к сталям после закалки в масле наблюдается некоторый эффект упрочнения (см. рис. 4.56, 4.6а). Следовательно, проводить обработку холодом нецелесообразно. Таким образом, ВТМО способствует формированию метастабильного аустенита, способного к деформационному мартенситному превращению, и проявлению трип-эффекта. Дополнительные энергетические затраты на фазовые превращения обусловливают рост энергии разрушения и характеристик прочности и ударной вязкости. Повышение пластических свойств также может быть связано с проявлением трип- или ПНП эффекта (ПНП — пластичность, наведенная превращением [139]). В этом случае роль мартенсита деформации сводится к предотвращению локализованного течения в шейке и обеспечению равномерной деформации по всей длине образца. Следует отметить, что сущность ПНП-эффекта до настоящего времени остается предметом дискуссий, и ее раскрытие не входило в круг задач, решаемых в настоящей работе. Тем не менее, приведенное объяснение представляется наиболее вероятным и обоснованным. Кроме того, хотелось бы подчеркнуть, что в отличие от компактных сталей реализации трип-эффекта в ГДПС способствовало проведение ВТМО, а не НТМизО (низкотемпературная термомеханическая изотермическая обработка [129]), которая очевидно является менее технологичной, так как деформация осуществляется ниже точки At.
